Введение

Наиболее распространенным материалом для изготовления подшипников качения, в том числе прецизионных, является сталь [1–4]. Существует постоянная необходимость в улучшении качества данного вида сплава [5–11].

Как и во всем мире, в отечественном машиностроении для производства подшипников используют средне- и высокоуглеродистые стали, дополнительно легированные карбидообразующими элементами – хромом, молибденом, ванадием, вольфрамом. При разработке таких сталей учитывают внешние условия и экстремальные воздействия при эксплуатации. Созданы российские марки сталей различных систем легирования – начиная от марки ШХ-15 (аналога стали AISI 52100) до комплексно-легированных теплостойких сталей ЭИ347 (8Х4В9Ф2) и ВКС241 (8Х5М3ВФБ) – аналогов марки М50 [1, 12–15].

Для изготовления прецизионных подшипников качения, работающих в условиях коррозионно-агрессивных сред, необходимы стали с содержанием хрома >13 % (по массе). Высокая концентрация углерода и хрома приводит к увеличению размера карбидной фазы, которая негативно влияет на механические и триботехнические характеристики сталей, а также является концентратором напряжений и источником повышенных вибраций.

В настоящее время в российской промышленности для изготовления миниатюрных приборных прецизионных подшипников качения (рис. 1) применяют марки сталей 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш, 110Х18М-ШД. Благодаря термической обработке они обладают мелкодисперсной структурой с различным размером карбидов и уровнем твердости >58 HRC, высокими механическими и триботехническими характеристиками.

Рис. 1. Прецизионные приборные подшипники качения

Несмотря на широкую распространенность данных марок сталей, сравнительный анализ их микроструктуры и свойств, исследованных в одинаковых условиях, ранее не проводили, что стало целью данной работы.

Материалы и методы

В качестве объектов исследования применяли подшипниковые стали марок 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД с различным содержанием углерода и хрома, которые серийно используют при производстве прецизионных подшипников качения различного типоразмера на промышленном предприятии ОАО «ОК-Лоза». Для сравнения дополнительно исследовали свойства стали марки 40Х13. Химический состав изученных сталей соответствовал требованиям ГОСТ 5632–2014 «Легированные нержавеющие стали и сплавы коррозионно-стойкие, жаростойкие и жаропрочные. Марки», ТУ 14-19-106–90 «Прутки из коррозионностойкой стали марки 60Х13С-ШД с нормированным размером карбидов» и ТУ 14-1-3045–80 «Прутки из коррозионностойкой стали. Марки 60Х13С-ШД и 110Х18М-ШД двойного переплава (электрошлакового + вакуумного дугового)». Химический состав сталей представлен в таблице.

Химический состав исследуемых сталей [16]

Термическую обработку образцов, вырезанных из прутков диаметром 20 мм, проводили по режиму, оптимальному для стали 95Х18-Ш [1, 6]: закалка с температуры 1070 °С с последующим охлаждением в масле, обработка холодом при –75 °С и заключительный низкий отпуск при 160 °С. Данный режим позволяет получить уровень твердости исследуемых марок сталей >58 HRC.

Металлографический анализ структур сталей после упрочняющей термической обработки проводили на оптическом микроскопе при увеличении ×1000. Объемную долю избыточной карбидной фазы оценивали с помощью программы с открытым исходным кодом ImageJ путем обработки изображения с применением монохроматической бинаризации.

Твердость HV1 определяли в соответствии с ГОСТ 2999–75 методом Виккерса с помощью твердомера при нагрузке 10 Н.

Триботехнические характеристики исследовали в условиях сухого трения скольжения по схеме «шарик–диск» при линейной скорости вращения ~0,15 м/с и нагрузке 10 Н с использованием трибометра. Контртелом являлся шарик диаметром 6 мм из хромистой стали ШХ15-ШД (аналог стали AISI 52100) твердостью 64 HRC. Для оценки пути трения до приработки L_пр использовали график изменения коэффициента сухого трения скольжения при фрикционном взаимодействии образца и контртела. Интенсивность изнашивания Wрассчитывали по формуле

 мм³/(Н×м),

где l – длина окружности, мм; s – площадь поперечного сечения дорожки износа, мм²; P – нагрузка, H; L_пр – путь трения до приработки, м [17].

Износ объема поверхности контртела ∆V_шар определяли по формуле

где r– радиус шарика, мм; h – толщина изношенного сегмента, мм, которая определяется по формуле

где d – диаметр пятна износа, мм.

Интенсивность изнашивания контртела W_контр рассчитывали по аналогичной формуле, что и для образца:

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждение

Обеспечение оптимальной системы легирования и необходимого химического состава для подшипниковых сталей является приоритетной задачей, так как наряду с высоким уровнем механических и триботехнических характеристик важно сформировать мелкодисперсную микроструктуру – мелко- или скрытоигольчатый мартенсит, а также мелкоразмерную карбидную фазу [1, 4, 6].

Анализ изотермического сечения при 1000 °С фазовой диаграммы системы Fe–Cr–C, полученного в программном комплексе Thermocalc [18], показывает, что увеличение содержания углерода приводит к формированию крупных карбидных фаз Me₇C₃. При содержании углерода >1,3 % (по массе) и минимальном содержании хрома до 6 % (по массе) в структуре образуется свободный графит (С_m) (рис. 2). Если на изотермическое сечение фазовой диаграммы Fe–Cr–C нанести показатели серийных отечественных марок сталей 40Х13 (1), 60Х13С (2), 95Х18 (3) и 110Х18М (4) и зарубежной марки стали AISI 440C (4'), то можно установить, что мелкодисперсные карбидные фазы должны формироваться в двух из них: 40Х13 и 95Х18. Поскольку точный химический состав стали марки 95Х18 обеспечить затруднительно, а всевозможные примеси оказывают значительное влияние, то точка 3 на диаграмме смещается в область γ + Me₇C₃ + Me₂₃C_6.

Рис. 2. Изотермическое сечение при 1000 °С фазовой диаграммы системы Fe–Cr–C, рассчитанное в программном комплексе Thermocalc, с показателями для сталей отечественных марок 40Х13 (1), 60Х13С (2), 95Х18 (3), 110Х18М (4) и зарубежной марки AISI 440C (4') [18]

Разработанная коллективом предприятия ОАО «ОК-Лоза» совместно с Златоустовским металлургическим заводом подшипниковая сталь марки 60Х13С-ШД дополнительно содержит Ca, Ce, Zr, которые тормозят диффузию углерода и коагуляцию карбидов, что препятствует дальнейшему образованию крупных карбидов Me₇C_3.

По результатам металлографического исследования установлено, что микроструктура всех изученных марок сталей после полного цикла упрочняющей термической обработки состоит из мелкоигольчатого мартенсита и карбидов (рис. 3).

Рис. 3. Микроструктура после полного цикла термической обработки сталей марок
40Х13 (а), 60Х13С-ШД (б), 95Х18-Ш (в), 110Х18М-ШД (г)

Для оценки размера карбидов, их содержания и количественного распределения в структуре матрицы проведена бинаризация изображений микроструктур. Результат обработки изображений представлен на рис. 4.

Рис. 4. Бинаризованные изображения микроструктуры после полного цикла термической обработки сталей марок 40Х13 (а), 60Х13С-ШД (б), 95Х18-Ш (в), 110Х18М-ШД (г)

Зависимость среднего значения размера карбидных фаз и содержания карбидов от концентрации углерода представлена на рис. 5. Изменение параметров с увеличением концентрации углерода носит идентичный параболический характер, размер карбидов в стали марки 40Х13 не превышает 5 мкм, в стали 60Х13С-ШД –10 мкм. Увеличение концентрации углерода до 0,95–1,1 % (по массе) приводит к значительному укрупнению карбидной фазы – до 23–25 мкм. Незначительное снижение среднего размера крупной карбидной фазы для стали 110Х18М-ШД, содержащей 1,1 % (по массе) углерода, по сравнению со сталью 95Х18-Ш с концентрацией углерода 0,95 % (по массе) связано с дополнительным легированием карбидообразующим элементом – молибденом. Легирование молибденом приводит к модификации и сдерживанию роста крупных карбидов Cr₇C₃. При повышении концентрации углерода с 0,4 до 1,1 % (по массе) содержание карбидной фазы увеличивается в 18,7 раза.

Рис. 5. Зависимость среднего размера (○) и содержания карбидной фазы (□) от концентрации углерода

Для исключения дополнительных вибраций в результате фрикционного взаимодействия тела и опоры качения изготовители прецизионных подшипников стремятся получить в подшипниковых сталях избыточные фазы размером <10 мкм с единичными карбидами размером <15 мкм. Анализ распределения и морфологии карбидной фазы в структуре позволил выявить, что во всех изученных марках сталей значительную долю составляют мелкодисперсные избыточные фазы (рис. 6). В сталях 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД присутствует достаточно большое количество карбидов размером >10 мкм. При повышении концентрации углерода с 0,95 до 1,1 % (по массе) содержание карбидов размером >10 мкм увеличивается в 1,5 раза, >15 мкм – в ~3 раза.

Кроме того, выкрашивание крупных карбидов в процессе механической обработки также может негативно влиять на уровень контактной выносливости и количество изготовленных годных деталей с требуемым классом точности поверхности [19].

Результаты дюрометрического анализа позволили установить, что все исследованные подшипниковые стали после упрочняющей термической обработки имеют твердость >58 HRC (рис. 7, а). Для более наглядного различия твердость также измерена по шкале Виккерса (рис. 7, б). Из-за более низкого содержания углерода сталь 40Х13 имеет наименьшее значение твердости. Дополнительное легирование кремнием и повышение содержания углерода позволяют увеличить среднее значение твердости поверхности для стали 60Х13С-ШД с 760 до 800 HV [20, 21]. Наибольшими значениями твердости обладают стали 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД: 62 HRC (850 HV1).

Рис. 6. Площадь и размер карбидных фаз в сталях марок 40Х13 (а), 60Х13С-ШД (б),
95Х18-Ш (в), 110Х18М-ШД (г)

Рис. 7. Твердость сталей по шкале Роквелла (а) и Виккерса (б) после упрочняющей термической обработки

Важными характеристиками для подшипниковых сталей являются износостойкость, контактная выносливость, а также стабильность размеров при контактно-фрикционном взаимодействии. Испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения образцов показывают, что наилучшими показателями износостойкости обладают стали марок 60Х13С-ШД и 110Х18М-ШД: интенсивность изнашивания данных марок сталей более чем в 3 раза меньше по сравнению со сталью 40Х13, на 30 % – по сравнению со сталью 95Х18-Ш (рис. 8, а). Следует отметить, что наименьшей интенсивностью изнашивания обладает контртело из стали ШХ15-ШД, которое находилось в паре трения со сталью 110Х18М-ШД: по сравнению с другими парами трения интенсивность изнашивания меньше на 85–110 % (рис. 8, б).

Повысить износостойкость при скольжении образца относительно контртела можно за счет упрочнения матрицы легирующими элементами, а также увеличения количества мелкодисперсных высокотвердых армирующих частиц в структуре матрицы. Низкие значения износостойкости для стали 40Х13 объясняются меньшим содержанием углерода и карбидной фазы. Несмотря на низкое содержание карбидной фазы, сталь 60Х13С-ШД обладает такой же износостойкостью, как и сталь 110Х18М-ШД, благодаря более высокому содержанию углерода по сравнению со сталью 40Х13 и дополнительному упрочнению за счет введения кремния, кальция, циркония и церия. Более высокая интенсивность изнашивания образцов из стали 95Х18-Ш по сравнению со сталью 110Х18М-ШД при одинаковых значениях твердости связана с выкрашиванием карбидной фазы и попаданием ее в зону трибоконтакта, о чем также свидетельствуют высокие значения амплитуды колебаний коэффициента трения и пути трения до приработки (рис. 9).

Рис. 8. Интенсивность изнашивания образцов из исследуемых сталей (а) и контртела из стали ШХ15-ШД в паре трения с ними (б) при испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения

Рис. 9. Кинетика изменения сухого трения скольжения (а) и путь трения до приработки (б) при испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения

Наиболее стабильным коэффициентом трения в условиях сухого трения скольжения, низкими значениями интенсивности изнашивания образца и контртела (4,22·10^–6 и 1,13·10^–6 мм³/(Н·м) соответственно), а также пути трения до приработки (200 м) обладает сталь 110Х18М-ШД, что делает ее среди изученных сталей наиболее оптимальной для изготовления прецизионных подшипников качения. С этой целью также можно использовать сталь 60Х13С-ШД, которая незначительно уступает стали 110Х18М-ШД. Однако полностью заменить одну подшипниковую сталь на другую можно только после всесторонних исследований в соответствии с нормативной документацией, в том числе после сравнительных испытаний образцов металла на специализированных стендах и типовых испытаний подшипников, изготовленных из стали 60Х13С-ШД, в составе изделия. Типовые испытания необходимо проводить на каждом подшипнике, в котором предполагается замена стали, учитывая различные условия применения и эксплуатации. Без проведения данных мероприятий подтверждение требуемого (или увеличение ранее установленного) ресурса работы подшипников в конечных изделиях не гарантировано.

В настоящее время в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ разрабатываются состав и технологии получения сталей, легированных сверхравновесным содержанием азота, в том числе для изготовления прецизионных подшипников качения. Введение азота позволяет предотвратить формирование крупных избыточных фаз и их выкрашивание в процессе механической обработки, в результате чего повышаются триботехнические и контактно-усталостные характеристики стали, а также снижаются нежелательные вибрации при эксплуатации изделий.

Заключения

Изучены свойства сталей марок 60Х13С-ШД, 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД, применяемых в отечественном машиностроении для изготовления подшипников качения, в том числе прецизионных. По результатам металлографических, дюрометрических и триботехнических исследований образцов, упрочненных по режиму, включающему закалку с температуры 1070 °С с последующим охлаждением в масле, обработку холодом при –75 °С и заключительный низкий отпуск при 160 °С, установлено:

– все стали имеют мелкоигольчатую мартенситную структуру;

– при повышении концентрации углерода с 0,4 до 0,95–1,1 % (по массе) карбидная фаза значительно укрупняется (от 4–5 до 23–25 мкм), ее содержание в структуре матрицы увеличивается в 18,7 раза. При увеличении концентрации углерода с 0,95 до 1,1 % (по массе) содержание карбидов размером >10 мкм увеличивается в 1,5 раза, >15 мкм – в ~3 раза;

– наибольшими значениями твердости обладают стали 95Х18-Ш и 110Х18М-ШД:
62 HRC (850 HV1);

‒ сталь 110Х18М-ШД характеризуется наиболее стабильным коэффициентом трения в условиях сухого трения скольжения, низкими значениями интенсивности изнашивания образца и контртела (4,22·10^‒6 и 1,13·10^‒6 мм³/(Н·м) соответственно), а также пути трения до приработки (200 м). Для изготовления прецизионных подшипников качения данная сталь является оптимальной среди изученных. С этой целью также можно использовать сталь 60Х13С-ШД, которая незначительно уступает стали 110Х18М-ШД. Однако полная замена подшипниковой стали марки 110Х18М-ШД на сталь марки 60Х13С-ШД возможна только после всесторонних исследований в соответствии с нормативной документацией.

Работы (исследования) выполнены при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования РФ (Соглашение № 075-11-2021-085 от 22.12.2021).